(57)【要約】高い強度及び靭性を有する、ラインパイプ用継目無鋼管を提供する。本発明によるラインパイプ用継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、及びＮ：０．００７％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００８％以下、Ｖ：０．０６％未満及び、Ｎｂ：０．０５％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義される炭素当量Ｃｅｑは０．３８以上であり、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの含有量は式（２）を満たす化学組成を有し、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＡｌの内の１種又は２種以上を含有する炭窒化物の大きさが２００ｎｍ以下である。  Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｒ）／１５  （１）  Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ＜０．０６  （２）
2011152240.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０２〜０．１０％、
Ｓｉ：０．５％以下、
Ｍｎ：０．５〜２．０％、
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ｐ：０．０３％以下、
Ｓ：０．００５％以下、
Ｃａ：０．００５％以下、及び、
Ｎ：０．００７％以下を含有し、
さらに、
Ｔｉ：０．００８％以下、
Ｖ：０．０６％未満、及び、
Ｎｂ：０．０５％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、
残部はＦｅ及び不純物からなり、
式（１）で定義される炭素当量Ｃｅｑは０．３８以上であり、
Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの含有量は式（２）を満たす化学組成を有し、
Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＡｌのうちの１種又は２種以上を含有する炭窒化物の大きさが２００ｎｍ以下である、ラインパイプ用継目無鋼管。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５  （１）
Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ＜０．０６  （２）
ここで、式（１）及び（２）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。各元素記号に対応する元素が含有されていない場合、元素記号に「０」が代入される。
【請求項２】
請求項１に記載の継目無鋼管であって、
前記化学組成は、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、及び、
Ｍｏ：１．０％以下からなる群から選択された１種又は２種以上を含有する、継目無鋼管。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載の継目無鋼管であって、
熱間加工された後、１００℃／分以上の冷却速度で加速冷却され、さらに、焼入れ及び焼戻しされて製造される、継目無鋼管。
【請求項４】
請求項３に記載の継目無鋼管であって、
前記加速冷却後、Ａｃ３点以上に加熱されて焼入れされ、
前記焼入れ時の加熱において、前記継目無鋼管の温度が６００〜９００℃における加熱速度が３℃／分以上である、継目無鋼管。
【請求項５】
質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、及びＮ：０．００７％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００８％以下、Ｖ：０．０６％未満、及び、Ｎｂ：０．０５％以下からなる群から選択された１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義される炭素当量Ｃｅｑは０．３８以上であり、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの含有量は式（２）を満たす化学組成を有する鋼素材を加熱する工程と、
加熱された前記鋼素材を穿孔して素管を製造する工程と、
前記素管を圧延して継目無鋼管を製造する工程と、
圧延後の前記継目無鋼管をＡｒ１点以下まで１００℃／分以上の冷却速度で加速冷却する工程と、
加速冷却された前記継目無鋼管を加熱し、継目無鋼管の温度が６００〜９００℃における加熱速度を３℃／分以上とし、前記継目無鋼管の温度がＡｃ３点以上となった後、焼入れする工程と、
焼入れされた前記継目無鋼管をＡｃ１点以下で焼戻しする工程とを備える、ラインパイプ用継目無鋼管の製造方法。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５  （１）
Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ＜０．０６  （２）
ここで、式（１）及び（２）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。各元素記号に対応する元素が含有されていない場合、元素記号に「０」が代入される。
【請求項６】
請求項５に記載の継目無鋼管の製造方法であって、
前記鋼素材の化学組成は、前記Ｆｅの一部に代えて、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｃｒ：１．０％以下、
Ｎｉ：１．０％以下、及び、
Ｍｏ：１．０％以下からなる群から選択された１種又は２種以上を含有する、継目無鋼管の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、継目無鋼管及びその製造方法に関し、さらに詳しくは、ラインパイプ用継目無鋼管及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
海底に配置されるパイプラインは、高圧流体を内部に通す。パイプラインはさらに、波浪による繰り返し歪みと、海水圧とを受ける。そのため、海底のパイプラインに使用される鋼管には、高強度と高靭性とが要求される。【０００３】
近年、深海や寒冷地に代表される、従来よりも過酷なサワー環境の油井及びガス井の開発が進んでいる。このような過酷なサワー環境に敷設される海底パイプラインは、従来よりも高い強度（耐圧性）、靭性を要求される。【０００４】
このような特性を要求される海底パイプラインには、溶接鋼管よりも継目無鋼管の方が適している。溶接鋼管は、長手方向に沿って溶接部（シーム部）を有するためである。溶接部は母材と比較して靭性が低い。そのため、海底パイプラインには、継目無鋼管が適する。【０００５】
継目無鋼管の肉厚を厚くすれば、高強度が得られる。しかしながら、肉厚が厚くなれば、脆性破壊が生じやすく、靭性が低下する。そのため、厚肉の継目無鋼管では、優れた靭性が求められる。厚肉の継目無鋼管において、強度及び靭性を向上するためには、炭素等の合金元素の含有量を増やし、焼入れ性を上げればよい。しかしながら、焼入れ性が向上された継目無鋼管同士を円周溶接する場合、溶接熱影響部が硬化しやすくなり、円周溶接により形成された溶接部の靭性が低下する。海底パイプラインに使用される厚肉の継目無鋼管は、母材及び溶接部に対して優れた靭性を求められる。【０００６】
特開２０００−１０４１１７号公報（特許文献１）、特開２０００−１６９９１３号公報（特許文献２）、特開２００４−１２４１５８号公報（特許文献３）及び特開平９−２３５６１７号公報（特許文献４）は、ラインパイプ用継目無鋼管の靭性を向上する製造方法を提案する。
【発明の開示】
【０００７】
しかしながら、特許文献１〜特許文献３に開示された製造方法は、３２ｍｍ以下の肉厚を有する継目無鋼管を製造する。そのため、特許文献１〜特許文献３に開示された製造方法により、３２ｍｍよりも厚い肉厚を有する継目無鋼管を製造した場合、継目無鋼管の靭性が低い可能性がある。
【０００８】
特許文献４に開示された製造方法では、熱間圧延後の継目無鋼管を加熱炉で加熱した後、直接焼入れし、焼戻しを行う。しかしながら、特許文献４に開示された製造方法の場合、厚肉の継目無鋼管において、優れた靭性が得られない可能性がある。
【０００９】
本発明の目的は、高い強度及び靭性を有する、ラインパイプ用継目無鋼管を提供することである。
【００１０】
本発明によるラインパイプ用継目無鋼管は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、及び、Ｎ：０．００７％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００８％以下、Ｖ：０．０６％未満、及び、Ｎｂ：０．０５％以下からなる群から選択される１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義される炭素当量Ｃｅｑは０．３８以上であり、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの含有量は式（２）を満たす化学組成を有し、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＡｌのうちの１種又は２種以上を含有する炭窒化物の大きさが２００ｎｍ以下である。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５  （１）
Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ＜０．０６  （２）
ここで、式（１）及び（２）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。また、式（１）及び式（２）中の元素記号に対応する元素が含有されていない場合、式（１）及び式（２）の対応する元素記号には「０」を代入する。
【００１１】
本発明による継目無鋼管は、優れた強度及び靭性を有する。
【００１２】
上述の継目無鋼管の化学組成は、Ｆｅの一部に代えて、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、及び、Ｍｏ：１．０％以下からなる群から選択された１種又は２種以上を含有してもよい。
【００１３】
上述の継目無鋼管は、熱間加工された後、１００℃／分以上の冷却速度で加速冷却され、さらに、焼入れ及び焼戻しされて製造される。
【００１４】
上述の継目無鋼管は、加速冷却後、Ａｃ３点以上に加熱されて焼入れされ、焼き入れ時の加熱において、継目無鋼管の温度が６００℃〜９００℃における加熱速度は３℃／分以上である。
【００１５】
本発明によるラインパイプ用継目無鋼管の製造方法は、質量％で、Ｃ：０．０２〜０．１０％、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｐ：０．０３％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｃａ：０．００５％以下、及びＮ：０．００７％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０．００８％以下、Ｖ：０．０６％未満、及び、Ｎｂ：０．０５％以下からなる群から選択された１種又は２種以上を含有し、残部はＦｅ及び不純物からなり、式（１）で定義される炭素当量Ｃｅｑは０．３８以上であり、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの含有量は式（２）を満たす化学組成を有する鋼素材を加熱する工程と、加熱された鋼素材を穿孔して素管を製造する工程と、素管を圧延して継目無鋼管を製造する工程と、圧延後の継目無鋼管をＡｒ１点以下まで１００℃／分以上の冷却速度で加速冷却する工程と、加速冷却された継目無鋼管を加熱し、継目無鋼管の温度が６００〜９００℃における加熱速度を３℃／分以上とし、継目無鋼管の温度がＡｃ３点以上となった後、焼入れする工程と、焼入れされた前記継目無鋼管をＡｃ１点以下で焼戻しする工程とを備える。
【００１６】
上述の製造方法において、鋼素材の化学組成は、Ｆｅの一部に換えて、Ｃｕ：１．０％以下、Ｃｒ：１．０％以下、Ｎｉ：１．０％以下、及び、Ｍｏ：１．０％以下からなる群から選択された１種又は２種以上を含有する。
【図面の簡単な説明】
【００１７】
【図１】図１は、本実施の形態のラインパイプ用継目無鋼管における、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＡｌのうちの１種又は２種以上を含有する炭窒化物の大きさと、延性脆性破面遷移温度（５０％ＦＡＴＴ）との関係を示す図である。
【図２】図２は、炭窒化物の大きさの測定方法を説明するための模式図である。
【図３】図３は、本実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管の製造設備の構成を示す機能ブロック図である。
【図４】図４は、本実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管の製造工程を示すフロー図である。
【図５】図５は、図４中の各工程におけるビレット、素管及び継目無鋼管の温度を示す模式図である。
【図６】図６は、実施例において、円周溶接性試験を実施したときの継目無鋼管の開先形状の断面図である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１８】
以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以降、元素に関する％は「質量％」を意味する。【００１９】
本発明者らは、以下の知見に基づいて、本発明の実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管を完成した。【００２０】
（Ａ）炭素含有量を０．０２〜０．１０％とする。さらに、式（１）で示される炭素当量（Ｃｅｑ）を０．３８以上とする。これにより、高い強度が得られ、かつ、円周溶接により形成された溶接部の靭性が低下するのを抑制できる。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５  （１）【００２１】
（Ｂ）Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＡｌのうちの１種又は２種以上を含有し、２００ｎｍ以下の大きさを有する複数の炭窒化物が鋼中に微細分散されることにより、継目無鋼管の靭性が向上する。本明細書でいう「炭窒化物」は、炭化物、窒化物、及び、炭化物と窒化物との複合体の総称を意味する。したがって、本明細書でいう「炭窒化物」は炭化物でもよいし、窒化物でもよいし、炭化物及び窒化物の複合体であってもよい。以降、Ｔｉ、Ｖ、Ｎｂ及びＡｌのうちの１種又は２種以上を含有する炭窒化物を「特定炭窒化物」という。【００２２】
（Ｃ）特定炭窒化物の大きさを２００ｎｍ以下になるために、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂ含有量は式（２）を満たす。
Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ＜０．０６  （２）【００２３】
（Ｄ）上記（Ａ）及び（Ｃ）を満たす化学組成を有する丸ビレットを熱間加工して継目無鋼管を製造する。熱間加工後の継目無鋼管を加速冷却する。加速冷却後、さらに焼入れ及び焼戻しを行う。具体的には、穿孔機及び連続圧延機（マンドレルミル及びサイザ又はストレッチレデューサ）により製造された継目無鋼管を水冷（加速冷却）する工程と、焼戻し工程との間に、焼入れ工程を挿入する。この製造方法により、２００ｎｍ以下の大きさの微細な特定炭窒化物が分散析出し、鋼の靭性が向上する。
以下、本実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管の詳細を説明する。【００２４】
［化学組成］
本発明の実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管の化学組成は、以下の元素を含有する。【００２５】
Ｃ：０．０２〜０．１０％
炭素（Ｃ）は、鋼の強度を向上する。しかしながら、Ｃが過剰に含有されると、ラインパイプの円周溶接部の靭性が低下する。したがって、Ｃ含有量は０．０２〜０．１０％である。好ましいＣ含有量の下限は、０．０４％であり、好ましいＣ含有量の上限は、０．０８％である。【００２６】
Ｓｉ：０．５％以下
珪素（Ｓｉ）は、鋼を脱酸する。しかしながら、Ｓｉが過剰に含有されると、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．５％以下である。Ｓｉ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が特に有効に得られる。好ましいＳｉ含有量の上限は、０．２５％である。【００２７】
Ｍｎ：０．５〜２．０％
マンガン（Ｍｎ）は鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。しかしながら、Ｍｎが過剰に含有されると、Ｍｎが鋼中で偏析し、その結果、円周溶接により形成される溶接熱影響部の靭性や母材の靭性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．５〜２．０％である。好ましいＭｎ含有量は、１．０〜１．８％であり、さらに好ましくは、１．３〜１．８％である。【００２８】
Ｐ：０．０３％以下
燐（Ｐ）は、不純物である。Ｐは、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｐ含有量は少ない方が好ましい。Ｐ含有量は０．０３％以下である。好ましいＰ含有量は、０．０１５％以下である。【００２９】
Ｓ：０．００５％以下
硫黄（Ｓ）は、不純物である。Ｓは、Ｍｎと結合して粗大なＭｎＳを形成し、鋼の靭性及び耐サワー性を低下する。したがって、Ｓ含有量は少ない方が好ましい。Ｓ含有量は０．００５％以下である。好ましいＳ含有量は、０．００３％以下であり、さらに好ましくは、０．００２％以下である。【００３０】
Ｃａ：０．００５％以下
カルシウム（Ｃａ）は、鋼中のＳと結合してＣａＳを形成する。ＣａＳの生成により、ＭｎＳの生成が抑制される。つまり、Ｃａは、ＭｎＳの生成を抑制し、鋼の靭性及び耐水素誘起割れ（Hydrogen Induced Cracking）性を向上する。以降、耐水素誘起割れ性を「耐ＨＩＣ性」という。Ｃａが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。しかしながら、Ｃａが過剰に含有されれば、鋼の清浄度が低下し、靭性や耐ＨＩＣ性が低下する。したがって、Ｃａ含有量は、０．００５％以下である。Ｃａ含有量が０．０００５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＣａ含有量は、０．０００５〜０．００３％である。【００３１】
Ａｌ：０．０１〜０．１％
本発明におけるアルミニウム（Ａｌ）の含有量は、酸可溶Ａｌ（いわゆるＳｏｌ．Ａｌ）の含有量を意味する。本実施の形態において、Ａｌは、Ｎと結合して微細な窒化物を形成し、鋼の靭性を向上する。Ａｌ含有量が０．０１％未満である場合、Ａｌ窒化物が十分に微細分散されない。一方、Ａｌ含有量が０．１％を超えると、Ａｌ窒化物が粗大化し、鋼の靭性が低下する。したがって、Ａｌ含有量は０．０１〜０．１％である。好ましいＡｌ含有量は０．０２〜０．１％である。Ｔｉ、Ｎｂとの組合せを考慮すれば、さらに好ましいＡｌ含有量は、０．０２〜０．０６％である。【００３２】
Ｎ：０．００７％以下
窒素（Ｎ）は不純物である。固溶したＮは鋼の靭性を低下する。Ｎはさらに、炭窒化物を粗大化し、鋼の靭性を低下する。したがって、Ｎ含有量は０．００７％以下である。好ましいＮ含有量は０．００５％以下である。【００３３】
本実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管の化学組成はさらに、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂからなる群から選択される１種又は２種以上を含有する。つまり、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂのうちの少なくとも１種が含有される。Ｔｉ、Ｖ及びＮｂの含有量は、それぞれ、以下のとおりである。【００３４】
Ｔｉ：０．００８％以下
チタン（Ｔｉ）は、鋼中のＮと結合してＴｉＮを形成し、固溶したＮによる鋼の靭性の低下を抑制する。さらに、微細なＴｉＮが分散析出することにより、鋼の靭性がさらに向上する。しかしながら、Ｔｉ含有量が多すぎれば、ＴｉＮが粗大化したり、粗大なＴｉＣが形成されるため、鋼の靭性が低下する。つまり、ＴｉＮを微細分散するために、Ｔｉ含有量は制限される。以上より、Ｔｉ含有量は０．００８％以下である。好ましいＴｉ含有量は０．００５％以下であり、より好ましくは、０．００３％以下であり、さらに好ましくは、０．００２％以下である。Ｔｉが少しでも含有されれば、微細なＴｉＮが分散析出する。【００３５】
Ｖ：０．０６％未満
バナジウム（Ｖ）は、鋼中のＣやＮと結合して微細な炭窒化物を形成し、鋼の靭性を向上する。さらに、微細なＶ炭窒化物は、分散強化により鋼の強度を向上する。しかしながら、Ｖが過剰に含有されれば、Ｖ炭窒化物が粗大化し、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｖ含有量は、０．０６％未満である。好ましいＶ含有量は０．０５％以下であり、さらに好ましくは、０．０３％以下である。Ｖが少しでも含有されれば、微細なＶ炭窒化物が分散析出する。【００３６】
Ｎｂ：０．０５％以下
ニオブ（Ｎｂ）は、鋼中のＣやＮと結合して微細なＮｂ炭窒化物を形成し、鋼の靭性を向上する。さらに、微細なＮｂ炭窒化物は、分散強化により鋼の強度を向上する。しかしながら、Ｎｂが過剰に含有されれば、Ｎｂ炭窒化物が粗大化し、鋼の靭性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．０５％以下である。好ましいＮｂ含有量は、０．０３％以下である。Ｎｂが少しでも含有されれば、微細なＮｂ炭窒化物が分散析出する。【００３７】
本実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管の化学組成の残部は鉄（Ｆｅ）及び不純物である。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。【００３８】
本実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管の化学組成はさらに、Ｆｅの一部に換えて、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＭｏからなる群から選択された１種又は２種以上を含有してもよい。これらの元素はいずれも、鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。以下、各元素の含有量について説明する。【００３９】
Ｃｕ：１．０％以下
銅（Ｃｕ）は選択元素である。Ｃｕは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。Ｃｕが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｃｕが過剰に含有されれば、鋼の溶接性が低下する。さらに、Ｃｕが過剰に含有されれば、高温における粒界強度が低下するため、鋼の熱間加工性が低下する。したがって、Ｃｕ含有量は１．０％以下である。Ｃｕ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。好ましいＣｕ含有量は０．０５〜０．５％である。【００４０】
Ｃｒ：１．０％以下
クロム（Ｃｒ）は選択元素である。Ｃｒは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。Ｃｒはさらに、鋼の焼戻し軟化抵抗を高める。Ｃｒが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｃｒが過剰に含有されれば、鋼の溶接性が低下し、鋼の靭性も低下する。したがって、Ｃｒ含有量は１．０％以下である。Ｃｒ含有量が０．０２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。【００４１】
Ｎｉ：１．０％
ニッケル（Ｎｉ）は選択元素である。Ｎｉは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。Ｎｉが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｎｉが過剰に含有されれば、耐硫化物応力腐食割れ性が低下する。したがって、Ｎｉ含有量は１．０％以下である。Ｎｉ含有量が０．０５％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。【００４２】
Ｍｏ：１．０％以下、
モリブデン（Ｍｏ）は選択元素である。Ｍｏは鋼の焼入れ性を高め、鋼の強度を向上する。Ｍｏが少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ｍｏが過剰に含有されれば、鋼の溶接性が低下し、鋼の靭性も低下する。したがって、Ｍｏ含有量は１．０％以下である。Ｍｏ含有量が０．０２％以上であれば、上記効果が顕著に得られる。【００４３】
［炭素当量Ｃｅｑ及び式（２）について］
本実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管において、式（１）で定義される炭素当量（Ｃｅｑ）は０．３８以上である。さらに、Ｔｉ含有量、Ｖ含有量及びＮｂ含有量は、式（２）を満たす。
Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋（Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ）／５＋（Ｎｉ＋Ｃｕ）／１５  （１）
Ｔｉ＋Ｖ＋Ｎｂ＜０．０６  （２）
ここで、式（１）及び（２）中の各元素記号には、各元素の含有量（質量％）が代入される。また、本実施の形態による継目無鋼管の化学組成において、式（１）及び式（２）中の元素記号に対応する元素が含有されていない場合、式（１）及び式（２）中の対応する元素記号には「０」が代入される。【００４４】
上述のとおり、本実施の形態の化学組成において、Ｃ含有量は制限される。なぜなら、Ｃは、円周溶接により形成される溶接部の靭性を顕著に低下するためである。しかしながら、Ｃ含有量が少なすぎれば、鋼の強度が得られない。そこで、本実施の形態では、式（１）に示す炭素当量Ｃｅｑを０．３８以上にする。この場合、Ｃ含有量が少なくても、優れた強度を得ることができる。より具体的には、継目無鋼管の強度グレードを、ＡＰＩ規格に基づくＸ６５以上、つまり、継目無鋼管の降伏応力を４５０ＭＰａ以上にすることができる。【００４５】
さらに、上述の化学組成は式（２）を満たす。Ｔｉ含有量、Ｖ含有量及びＮｂ含有量が式（２）を満たせば、下記製造方法により製造される継目無鋼管内で、微細な特定炭窒化物が析出する。要するに、Ｔｉ、Ｖ及びＮｂのうちの１種又は２種以上は、特定炭窒化物を形成するために必要であるが、その含有量は制限される。式（２）を満たすことにより、特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍ以下になり、継目無鋼管の靭性が向上する。【００４６】
［炭窒化物の大きさについて］
本実施の形態による継目無鋼管では、上述のとおり、特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍ以下である。以下、特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍ以下の場合に継目無鋼管の靭性が向上する点について説明する。【００４７】
図１は、上記化学組成を有する継目無鋼管における、特定炭窒化物の大きさと靭性との関係を示す図である。図１は以下の方法により求めた。【００４８】
上記化学組成を有する複数の継目無鋼管を製造した。各継目無鋼管は、異なる製造条件で製造された。製造された継目無鋼管の肉厚中央部から、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠したＶノッチ試験片を継目無鋼管の長手方向に対して垂直（Ｔ方向）に採取した。Ｖノッチ試験片は角棒状であり、横断面は１０ｍｍ×１０ｍｍであった。また、Ｖノッチの深さは２ｍｍであった。【００４９】
Ｖノッチ試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験を、種々の温度で実施した。そして、各継目無鋼管の延性脆性破面遷移温度（５０％ＦＡＴＴ）を求めた。５０％ＦＡＴＴは、試験片の破断面において、延性破面率が５０％となる温度を意味する。【００５０】
各継目無鋼管の特定炭窒化物の大きさは、以下の方法で求めた。抽出レプリカ法により、各継目無鋼管の肉厚中央部から、抽出レプリカ膜を採取した。抽出レプリカ膜は直径３ｍｍの円盤状であり、各継目無鋼管の先端部（ＴＯＰ部）及び末端部（ＢＯＴＴＯＭ部）から１枚ずつ採取した。つまり、各継目無鋼管から２枚の抽出レプリカ膜を採取した。透過型電子顕微鏡を用いて、各抽出レプリカ膜において、３００００倍の倍率で、任意の１０μｍ２の領域を４箇所（４視野）観察した。つまり、１つの継目無鋼管において、８箇所の領域を観察した。【００５１】
各領域において、電子線回折パターンに基づいて、析出物の中から炭窒化物を同定した。さらに、エネルギ分散形Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）を用いた点分析に基づいて、炭窒化物の化学組成を分析し、特定炭窒化物を同定した。同定された複数の特定炭窒化物を大きいものから１０個選択し、選択された特定炭窒化物の長径（ｎｍ）を測定した。このとき、図２に示すように、特定炭窒化物と母材との界面上の異なる２点を結ぶ直線のうち、最大のものを特定炭窒化物の長径とした。測定された長径の平均値（８つの領域で合計８０個の長径の平均値）を、「特定炭窒化物の大きさ」と定義した。【００５２】
図１を参照して、特定炭窒化物の大きさ（ｎｍ）が小さくなるに従い、５０％ＦＡＴＴは徐々に低下した。そして、特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍよりも小さくなると、特定炭窒化物の大きさが小さくなるに従い、５０％ＦＡＴＴは大幅に低下した。特定炭化物の大きさが２００ｎｍ以下であれば、５０％ＦＡＴＴは−７０℃以下になり、優れた靭性が得られた。【００５３】
以上より、本実施の形態の継目無鋼管では、特定炭化物の大きさが２００ｎｍ以下である。これにより、上述のとおり、継目無鋼管の靭性が向上する。具体的には、５０％ＦＡＴＴが−７０℃以下になる。【００５４】
特定炭化物の大きさを２００ｎｍ以下にするために、本実施の形態による継目無鋼管は、たとえば、以下の製造方法で製造される。【００５５】
［製造方法］
本実施の形態による継目無鋼管の製造方法の一例を説明する。本例では、熱間加工により製造された継目無鋼管を加速冷却する。そして、加速冷却後の継目無鋼管に対して、焼入れ及び焼戻しを実施する。以下、本実施の形態による継目無鋼管の製造方法を詳述する。【００５６】
［製造設備］
図３は、本実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管の製造ラインの一例を示すブロック図である。図３を参照して、製造ラインは、加熱炉１と、穿孔機２と、延伸圧延機３と、定径圧延機４と、補熱炉５と、水冷装置６と、焼入れ装置７と、焼戻し装置８とを備える。各装置間には、複数の搬送ローラ１０が配置される。図３では、焼入れ装置７及び焼戻し装置８も製造ラインに含まれている。しかしながら、焼入れ装置７及び焼戻し装置８は、製造ラインから離れて配置されていてもよい。要するに、焼入れ装置７及び焼戻し装置８はオフラインに配置されていてもよい。【００５７】
［製造フロー］
図４は、本実施の形態による継目無鋼管の製造工程を示すフロー図であり、図５は、製造中の圧延素材（鋼素材、素管及び継目無鋼管）の時間に対する表面温度の変化を示す図である。【００５８】
図４及び図５を参照して、本実施の形態によるラインパイプ用継目無鋼管の製造方法では、初めに、鋼素材を加熱炉１で加熱する（Ｓ１）。鋼素材はたとえば、丸ビレットである。鋼素材は、ラウンドＣＣ等の連続鋳造装置により製造されてもよい。また、鋼素材は、インゴットやスラブを鍛造又は分塊圧延することにより製造されてもよい。本例では、鋼素材は丸ビレットであると仮定して、説明を続ける。【００５９】
加熱された丸ビレットを熱間加工して継目無鋼管にする（Ｓ２及びＳ３）。具体的には、丸ビレットを穿孔機２により穿孔圧延して素管にする（Ｓ２）。さらに、素管を延伸圧延機３や定径圧延機４で圧延し、継目無鋼管とする（Ｓ３）。熱間加工により製造された継目無鋼管を、必要に応じて、補熱炉５により所定の温度に加熱する（Ｓ４）。続いて、継目無鋼管を水冷装置６により水冷する（加速冷却：Ｓ５）。水冷された継目無鋼管を焼入れ装置７により焼入れし（Ｓ６）、焼戻し装置８により焼戻しする（Ｓ７）。以下、それぞれの工程について詳しく説明する。【００６０】
［加熱工程（Ｓ１）］
初めに、丸ビレットを加熱炉１で加熱する。好ましい加熱温度は１１００℃〜１３００℃である。この温度範囲で丸ビレットを加熱すれば、鋼中の炭窒化物が溶解する。スラブやインゴットから熱間鍛造又は分塊圧延により丸ビレットが製造される場合、スラブ及びインゴットの加熱温度が１１００〜１３００℃であればよく、丸ビレットの加熱温度は必ずしも１１００〜１３００℃でなくてもよい。加熱炉１はたとえば、周知のウォーキングビーム炉やロータリー炉である。【００６１】
［穿孔工程（Ｓ２）］
丸ビレットを加熱炉から出す。そして、加熱された丸ビレットを穿孔機２により穿孔圧延する。穿孔機２は周知の構成を有する。具体的には、穿孔機２は、一対の傾斜ロールと、プラグとを備える。プラグは、傾斜ロール間に配置される。好ましい穿孔機２は交叉型の穿孔機である。高い拡管率での穿孔が可能だからである。【００６２】
［圧延工程（Ｓ３）］
次に、素管を圧延する。具体的には、素管を延伸圧延機３により延伸圧延する。延伸圧延機３は直列に配列された複数のロールスタンドを含む。延伸圧延機３はたとえば、マンドレルミルである。続いて、延伸圧延された素管を、定径圧延機４により定径圧延して、継目無鋼管を製造する。定径圧延機４は、直列に配列された複数のロールスタンドを含む。定径圧延機４はたとえば、サイザやストレッチレデューサである。【００６３】
定径圧延機４の複数のロールスタンドのうち、最後尾のロールスタンドで圧延された素管の表面温度を「仕上げ温度」と定義する。仕上げ温度はたとえば、定径圧延機４の最後尾のロールスタンドの出側に配置された温度センサにより計測される。好ましい仕上げ温度は、９００℃〜１１００℃である。さらに好ましい仕上げ温度は、９５０℃〜１１００℃である。仕上げ温度が９５０℃以上であれば、素管内のほとんどの炭窒化物が固溶する。一方、仕上げ温度が１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化する。上述の好適な仕上げ温度を得るために、延伸圧延機３と定径圧延機４との間に均熱炉を設けて、延伸圧延機３により延伸圧延された素管を均熱しても良い。【００６４】
［再加熱工程（Ｓ４）］
再加熱工程（Ｓ４）は、必要に応じて実施される。要するに、再加熱工程を実施しなくてもよい。再加熱工程を実施しない場合、図４において、ステップＳ３からステップＳ５に進む。また、再加熱工程を実施しない場合、図３において、補熱炉５は配置されない。【００６５】
具体的には、仕上げ温度が９００℃未満である場合、再加熱工程を実施する。製造された継目無鋼管を補熱炉５に装入し、加熱する。補熱炉５における好ましい加熱温度は、９００℃〜１１００℃である。好ましい均熱時間は、３０分以下である。均熱時間が長すぎれば、炭窒化物が析出し、粗大化する可能性があるからである。【００６６】
［加速冷却工程（Ｓ５）］
ステップＳ３で製造された継目無鋼管、又は、ステップＳ４で再加熱された継目無鋼管を加速冷却する。具体的には、継目無鋼管を水冷装置６により水冷する。水冷直前の継目無鋼管の温度（表面温度）はＡｒ３点以上であり、好ましくは９００℃以上である。上述の化学組成のＡｒ３点は７５０℃以下である。加速冷却前の継目無鋼管の温度がＡｒ３点未満である場合、上述の補熱炉５や、インダクション加熱装置等を利用して、継目無鋼管を再加熱し、継目無鋼管の温度をＡｒ３点以上にする。【００６７】
加速冷却時にける継目無鋼管の冷却速度は、１００℃／分以上とし、冷却停止温度はＡｒ１点以下にする。上述の化学組成のＡｒ１点は５５０℃以下である。好ましい水冷停止温度は４５０℃以下である。これにより、この時点における継目無鋼管内に特定炭窒化物が析出するのを抑制できる。また、母相組織はマルテンサイト化又はベイナイト化し、緻密化される。具体的には、継目無鋼管の母材組織に、マルテンサイトラスやベイナイトラスが生成される。【００６８】
水冷装置６の構成は、たとえば、以下のとおりである。水冷装置６は、複数の回転ローラと、ラミナー水流装置と、ジェット水流装置とを備える。複数の回転ローラは２列に配置される。継目無鋼管は２列に配列された複数の回転ローラの間に配置される。このとき、２列の回転ローラはそれぞれ、継目無鋼管の外面下部と接触する。回転ローラが回転すると、継目無鋼管が軸周りに回転する。ラミナー水流装置は、回転ローラの上方に配置され、継目無鋼管に対して上方から水を注ぐ。このとき、継目無鋼管に注がれる水は、ラミナー状の水流を形成する。ジェット水流装置は、回転ローラに配置された継目無鋼管の端近傍に配置される。ジェット水流装置は、継目無鋼管の端から鋼管内部に向かってジェット水流を噴射する。ラミナー水流装置及びジェット水流装置により、継目無鋼管の外面及び内面は同時に冷却される。このような水冷装置６の構成は、特に、３５ｍｍ以上の肉厚を有する厚肉の継目無鋼管の加速冷却に好適である。【００６９】
水冷装置６は、上述の回転ローラ、ラミナー水流装置及びジェット水流装置以外の他の装置であってもよい。水冷装置６はたとえば、水槽であってもよい。この場合、ステップＳ３で製造された継目無鋼管は水槽内に浸漬され、冷却される。水冷装置６はまた、ラミナー水流装置のみであってもよい。要するに、冷却装置６の種類は限定されない。【００７０】
［焼入れ工程（Ｓ６）］
水冷装置６により水冷された継目無鋼管を再加熱焼入れする。具体的には、焼入れ装置７で継目無鋼管を加熱する（再加熱工程）。この加熱により、継目無鋼管の金属組織はオーステナイト化される。そして、加熱された継目無鋼管を冷却することにより焼入れする（冷却工程）。これにより、ステップＳ５での加速冷却により形成された、マルテンサイト又はベイナイトを主体とする継目無鋼管の緻密な金属組織中に、微細な特定炭窒化物が分散析出する。【００７１】
ステップＳ６における再加熱工程では、焼入れ装置７での加熱により、継目無鋼管の温度をＡｃ３点以上にする。上述の化学組成のＡｃ３点は、８００〜９００℃である。このとき、継目無鋼管の温度（表面温度）が６００℃〜９００℃の間の加熱速度を３℃／ｍｉｎ以上にする。ここでいう加熱速度は、以下の方法で決定される。継目無鋼管の温度が６００℃〜９００℃の間の加熱速度を１分ごとに測定する。測定された加熱速度の平均値を、６００℃〜９００℃の間の「加熱速度」と定義する。【００７２】
継目無鋼管温度が６００℃〜９００℃の間の加熱速度が３℃／ｍｉｎ以上であれば、２００ｎｍ以下の大きさの特定炭窒化物が分散析出する。継目無鋼管温度が６００℃〜９００℃における好ましい加熱速度は５℃／ｍｉｎ以上であり、さらに好ましくは、１０℃／ｍｉｎ以上である。【００７３】
ステップＳ６における冷却工程では、Ａｃ３点以上に加熱された継目無鋼管を冷却により焼入れする。焼入れ開始温度は、上述のとおり、Ａｃ３点以上である。さらに、継目無鋼管の温度が８００℃〜５００℃の間での冷却速度は、５℃／秒以上にする。これにより、均一な焼入れ組織が得られる。冷却停止温度は、Ａｒ１点以下にする。【００７４】
［焼戻し工程（Ｓ７）］
焼入れされた鋼管を、焼戻しする。焼戻し温度は、Ａｃ１点以下であり、所望の力学特性に基づいて調整される。上述の化学組成を有する継目無鋼管のＡｃ１点は、６８０〜７４０℃である。焼戻し処理により、本発明の継目無鋼管の強度グレードを、ＡＰＩ規格に基づくＸ６５以上、つまり、継目無鋼管の降伏応力を４５０ＭＰａ以上にすることができる。【００７５】
以上の製造工程により、継目無鋼管中の特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍ以下となる。特に、３５ｍｍ以上の肉厚を有する継目無鋼管であっても、上述の製造方法により、特定炭窒化物の大きさを２００ｎｍ以下にすることができる。したがって、上述の製造方法は、３５ｍｍ以上の肉厚を有する継目無鋼管に特に好適であり、４０ｍｍ以上の肉厚を有する継目無鋼管にも適用可能である。つまり、上述の製造方法は、３５ｍｍ以上、４０ｍｍ以上の肉厚を有する継目無鋼管であって、鋼中の特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍ以下のものを製造できる。
【実施例】
【００７６】
種々の化学組成を有する複数のラインパイプ用継目無鋼管を製造し、継目無鋼管の強度、靭性及び耐サワー性を調査した。さらに、継目無鋼管に対して円周溶接を行い、円周溶接部の靭性を調査した。【００７７】
［調査方法］
表１に示す化学組成を有する複数の鋼を溶製し、連続鋳造法により複数の丸ビレットを製造した。
【表１】
2011152240.tif 000003
【００７８】
表１を参照して、鋼Ａ〜鋼Ｊ及び鋼Ｍの化学組成は、本発明の範囲内であった。さらに鋼Ａ〜鋼Ｊ及び鋼Ｍの炭素当量は０．３８以上であった。さらに、鋼Ａ〜鋼Ｊ及び鋼Ｍは、式（２）を満たした。【００７９】
一方、鋼ＫのＣ含有量は、本発明で規定されたＣ含有量の上限を超えた。鋼Ｌの化学組成は本発明の範囲内であったものの、鋼Ｌは式（２）を満たさなかった。【００８０】
製造された各丸ビレットを加熱炉により１１００〜１３００℃に加熱した。続いて、各丸ビレットを穿孔機により穿孔圧延して素管にした。続いて、マンドレルミルにより各素管を延伸圧延した。続いて、サイザにより各素管を定径圧延し、複数の継目無鋼管を製造した。各継目無鋼管の肉厚は４０ｍｍであった。【００８１】
表２は、定形圧延以降の各製造工程の製造条件を示す。
【表２】
2011152240.tif 000004
【００８２】
定形圧延後、いくつかの継目無鋼管を、表２中の「補熱炉での均熱条件」に従って、補熱炉で加熱した。その後、各試験番号１〜２２の継目無鋼管を、水冷により加速冷却した。表２中の「加速冷却開始温度」は、定形圧延後又は補熱炉での加熱後であって、加速冷却を実行する直前の継目無鋼管の温度（表面温度）を示す。加速冷却時の冷却速度は、表２中の「加速冷却速度」に示すとおりであり、全ての継目無鋼管の冷却停止温度は４５０℃以下であった。【００８３】
加速冷却後、各継目無鋼管を再加熱し、焼入れした。このとき、各継目無鋼管の６００℃〜９００℃における加熱速度は、表２中の「再加熱  加熱速度」に示すとおりであった。さらに、表２中の「焼入れ処理」欄の「均熱条件」に従って、各継目無鋼管を均熱した。均熱後、各継目無鋼管を冷却により焼入れした。冷却速度は、表２中の「冷却速度」に示すとおりであり、表２中に示された「冷却停止温度」で冷却を停止した。【００８４】
焼入れ後、各継目無鋼管に対して焼戻し処理を実行した。焼戻し温度は表２に示すとおりであり、いずれもＡｃ１点以下であった。【００８５】
［特定炭窒化物の大きさ測定］
焼戻しされた各試験番号１〜２２の継目無鋼管について、特定炭窒化物の大きさを上述の測定方法に基づいて調査した。【００８６】
測定された特定炭窒化物の大きさを表２に示す。表２を参照して、試験番号１〜１８及び２２の継目無鋼管では、特定炭窒化物の大きさが、いずれも２００ｎｍ以下であった。一方、試験番号１９の鋼Ｌは式（２）を満たさなかったため、特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍを超えた。試験番号２０の継目無鋼管では、焼入れ時における継目無鋼管の温度が６００〜９００℃の間の加熱速度が３℃／分未満であった。そのため、試験番号２０の特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍを超えた。試験番号２１の継目無鋼管では、定形圧延後の加速冷却時の冷却速度が１００℃／分未満であった。そのため、試験番号２１の特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍを超えた。【００８７】
［降伏応力の調査］
焼戻しされた各試験番号１〜２２の継目無鋼管の降伏強度を調査した。具体的には、継目無鋼管からＪＩＳ  Ｚ  ２２０１に規定された１２号試験片（幅２５ｍｍ、標点距離２００ｍｍ）を、鋼管の長手方向（Ｌ方向）に採取した。採取された試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠した引張試験を、常温（２５℃）の大気中で実施し、降伏応力（ＹＳ）及び引張強度（ＴＳ）を求めた。降伏応力は、０．５％全伸び法により求めた。得られた降伏応力（ＭＰａ）及び引張強度（ＭＰａ）を表２に示す。表２中の「ＹＳ」は各試験番号の試験片で得られた降伏応力を示し、「ＴＳ」は引張強度を示す。【００８８】
［靭性の調査］
焼戻しされた各試験番号１〜２２の継目無鋼管の靭性を調査した。具体的には、各継目無鋼管の肉厚中央部からＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠したＶノッチ試験片を、継目無鋼管の長手方向に対して垂直（Ｔ方向）に採取した。Ｖノッチ試験片は角棒状であり、横断面は１０ｍｍ×１０ｍｍであった。また、Ｖノッチの深さは２ｍｍであった。Ｖノッチ試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠したシャルピー衝撃試験を、種々の温度で実施した。そして、各継目無鋼管の延性脆性破面遷移温度（５０％ＦＡＴＴ）を求めた。表２に、各試験番号の試験片により得られた５０％ＦＡＴＴ（℃）を示す。【００８９】
［耐サワー性の調査］
焼戻しされた各試験番号１〜１７及び２２の継目無鋼管の耐サワー性を調査した。具体的には、各継目無鋼管の肉厚中央部から、継目無鋼管の圧延方向に延びる丸棒試験片を採取した。丸棒試験片の平行部の外径は６．３５ｍｍであり、平行部の長さは２５．４ｍｍであった。ＮＡＣＥ（National Association of Corrosion Engineers）ＴＭ０１７７Ａ法に従って、定荷重試験により、各丸棒試験片の耐サワー性を評価した。試験浴は、１ａｔｍの硫化水素ガスを飽和させた常温の５％食塩＋０．５％酢酸水溶液であった。各丸棒試験片に実降伏応力の９０％を負荷して上記試験浴に７２０時間浸漬した。【００９０】
浸漬してから７２０時間経過後、各丸棒試験片が破断したか否かを確認した。丸棒試験片が破断しなかった場合、その試験番号の継目無鋼管の耐サワー性は優れていると判断した。また、丸棒試験片が破断した場合、その試験番号の継目無鋼管の耐サワー性は低いと判断した。表２中に、耐サワー性の評価を示す。表２中の「破断無し」は、上記試験で丸棒試験片が破断しなかったことを示す。表２中の「−」は、試験をしていないことを示す。【００９１】
［円周溶接部の靭性調査］
焼戻しされた試験番号３、５及び１８の継目無鋼管に対して円周溶接試験を実施した。具体的には、当該試験番号の継目無鋼管を長手方向中央部で切断した。切断部を開先加工し、図６に示す縦断形状にした。そして、表３に示す溶接条件に基づいて、２つに切り離された継目無鋼管の切断部同士を円周溶接した。表３に示すとおり、各試験番号ごとに、２つの入熱条件（入熱条件１及び入熱条件２）の円周溶接を行った。
【表３】
2011152240.tif 000005
【００９２】
円周溶接された継目無鋼管において、溶接部（溶接金属、熱影響部及び母材を含む）を含むシャルピーＶノッチ試験片を、継目無鋼管の長手方向（Ｌ方向）に採取した。具体的には、各継目無鋼管において、溶接熱影響部（ＨＡＺ）のうち靭性が劣化しやすい溶融線（ＦＬ）にＶノッチを配置した試験片を３つ採取し、さらに、２相域ＨＡＺ（Ｖ．ＨＡＺ）にＶノッチを配置した試験片を３つ採取した。つまり、各試験番号の各入熱条件ごとに、６つの試験片を採取した。【００９３】
採取された試験片を用いて、−４０℃の試験温度において、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４２に準拠したシャルピー試験を実施し、吸収エネルギを求めた。そして、各試験番号の各入熱条件ごとに得られた３つの吸収エネルギのうちの最低値を、各試験番号の各入熱条件における吸収エネルギと定義した。試験により得られた吸収エネルギを表４に示す。
【表４】
2011152240.tif 000006
【００９４】
［調査結果］
表２を参照して、試験番号１〜１７及び２２の継目無鋼管では、化学組成が本発明の範囲内であり、炭素当量は０．３８以上であり、化学組成が式（２）を満たした。さらに、特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍ以下であった。そのため、試験番号１〜１７及び２２の継目無鋼管の降伏応力は、いずれも４５０ＭＰａ以上であり、ＡＰＩ規格に基づくＸ６５以上の強度グレードに相当した。さらに、試験番号１〜１７及び２２の継目無鋼管の５０％ＦＡＴＴは−７０℃以下であり、優れた靭性を有した。また、試験番号１〜１７及び２２の継目無鋼管は、優れた耐サワー性を有した。さらに、円周溶接性試験により得られた−４０℃における吸収エネルギは、２００Ｊを超え、溶接部の靭性も高かった。【００９５】
一方、試験番号１８のＣ含有量は、本発明で規定されたＣ含有量の上限を超えた。そのため、表４に示すとおり、円周溶接性試験により得られた吸収エネルギが２００Ｊ未満となる場合が生じ、溶接部の靭性が低かった。【００９６】
試験番号１９の継目無鋼管は、式（２）を満たさなかった。そのため、特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍを超え、５０％ＦＡＴＴが−７０℃よりも高かった。つまり、試験番号１９の継目無鋼管の靭性は低かった。【００９７】
試験番号２０の継目無鋼管の化学組成は本発明の範囲内であり、炭素当量も０．３８以上であり、式（２）も満たした。しかしながら、焼入れ時において、継目無鋼管の温度が６００〜９００℃の間の加熱速度が低かったため、特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍを超えた。そのため、試験番号２０の継目無鋼管の５０％ＦＡＴＴは−７０℃よりも高く、靭性が低かった。【００９８】
試験番号２１の継目無鋼管の化学組成は本発明の範囲内であり、炭素当量も０．３８以上であり、式（２）も満たした。しかしながら、定形圧延後の加速冷却の冷却速度が低かったため、特定炭窒化物の大きさが２００ｎｍを超えた。そのため、試験番号２１の継目無鋼管の５０％ＦＡＴＴは−７０℃よりも高く、靭性が低かった。【００９９】
以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【国際調査報告】
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